氢在结构材料中的吸收会导致氢脆，大幅度地降低材料的韧性，这对用于氢气运输和储存的钢结构系统构成极大的失效风险，使得此类钢材的维护成本增高，并严重威胁脱碳与氢能经济大规模应用的进程。为降低钢材发生氢脆的风险，需在金属部件生产开始过程中便尽量减少氢吸收，比如，在热处理期间控制钢材与潮湿环境的接触面积，或对钢材进行烘烤处理以去除其内部吸收的氢，此外，也可以施加表面涂层以减缓氢的吸收。更巧妙的方法是，利用材料本身的晶体缺陷作为氢陷阱来减少自由扩散氢的量，从而降低氢原子聚集而引发的裂纹萌生和扩展的可能性，最终减缓氢脆现象。然而，氢陷阱的有效性仍存争议，传统理论认为强陷阱（如结合能>70 kJ/mol）可能快速释放氢，且缺乏实验验证。

在过去的研究中，科学家们利用热脱附光谱(TDS)测量氢吸附与脱附的情况来判断氢陷阱的存在与类型，但无法明确具体是何种晶体缺陷扮演何种氢陷阱；三维原子探针(APT)技术可以直接观察氢在特定微观结构（如位错、晶界、碳化物）中的捕获情况，结合低温转移(cryo-transfer)技术可以提供完整、准确的氢捕获图谱,但该技术受限于仪器本身的视场问题，且样品具有破坏性，无法重复使用来鉴定同一样品中的不同氢陷阱类型。

为了解决这一问题，本研究通过冷拔工艺在模型珠光体钢中引入多种晶格缺陷作为强弱氢陷阱，结合环境可控TDS与APT实验，验证了强陷阱在室温下长期保留氢的能力，并且指明了强弱氢陷阱在脆化过程中表现出的性质，同时通过数值分析与实验结果做对比，揭示了传统氢捕获模型可能在分析纳米结构缺陷上有所不足。此研究成果为开发抗氢脆的高强高抗氢脆合金提供了实验依据和成本效益高的工艺方法，推动了潜在服役于氢能系统的材料设计进展。

图1展示了珠光体钢丝在冷拔过程中的微观组织演变。电子背散射衍射(EBSD)数据展示了无应变、中等应变和高应变钢丝的晶粒尺寸从27.6μm减小到2.19μm，晶粒在变形过程被拉长、破碎。几何必要位错(GNDs)图表明：随着应变增加，位错密度从9.78×10¹⁴m^⁻²升至25.49×10¹⁴m^⁻²，显示了变形过程引入了高密度位错。扫描透射电子显微镜(STEM)图像显示渗碳体-铁素体界面附近位错密度急剧增加，特别是高应变样品发生了位错切割渗碳体的现象。透射菊池衍射(TKD)分析进一步确认高应变样品中渗碳体-铁素体界面附近的高位错密度，为研究氢捕获行为与晶体缺陷关系提供了晶体结构上的认识。

 图2显示了对无应变和高应变条件下的样品，经充氢后通过TDS进行的氢吸附和脱附处理后的氢含量和氢捕获情况的结果。图A无应变样品仅有低温下的氢的峰，表明无应变样品只存在弱氢陷阱捕获氢。而在高应变样品中，除了低温下逸出的氢的峰外，还出现了高温逸出的氢的峰，如图B所示，这表明冷拔过程引入了强氢陷阱。之后研究人员对充氢后的样品进行真空脱附处理后在测量氢捕获情况，发现随着真空脱附时间的延长，弱氢陷阱捕获的氢含量逐渐下降，当脱附时间达到12小时后，弱氢陷阱捕获的氢完全被释放。相反，强氢陷阱捕获的氢含量不随时间变化而变化，表明强氢陷阱对氢的捕获能力很强，可以长时间有效地固定氢原子。之后，研究人员改变不同的加热速率，继续对高应变样品进行TDS实验，得出弱和强氢陷阱与氢的结合能分别为30.2 kJ/mol和47.0kJ/mol。但此时研究人员对强弱氢陷阱的的性质和具体的晶格缺陷类型还不能判断。

 于是，研究人员用对应于TDS实验上同样的2种氢条件对无应变与高应变样品进行力学性能测试（慢应变拉伸测试，拉伸速率5×10^-5s^-1）。对样品进行充氢后，直接进行力学测试的无应变与高应变的样品分别对应于只存在弱氢陷阱捕获氢和同时存在强与弱氢陷阱捕获氢的条件，结果显示无应变样品塑性损失率（对应于氢脆敏感性）为22.1%， 高应变样品塑性损失率为14.4%，这打破了钢的强度越高，充氢后塑性损失率越大这一传统思维，研究人员将这种现象归功于强氢陷阱的引入。之后，研究人员对2种样品又进行了12小时的真空脱附处理，这是为了脱附掉2种样品内由弱氢陷阱捕获的氢原子，此时进行力学测试的无应变与高应变样品分别对应于无氢陷阱捕获氢和仅强氢陷阱捕获的氢在样品中的条件。结果发现：两种样品几乎没有塑性损失，都恢复到了充氢之前的原始性能。这表明，强氢陷阱捕获的氢是不能自由扩散的，从而不会导致钢材脆化，而弱氢陷阱捕获的氢原子可自由扩散并与微观组织作用，导致氢脆。这揭示了强与弱氢陷阱对脆化所贡献的有益与有害两种不同的性质。接下来进行环境可控的三维原子探针实验，以揭示具体的强弱氢陷阱是何种晶体缺陷。

为研究高应变珠光体钢中弱和强氢捕获陷阱的缺陷类型，研究人员进行了两种环境可控的APT实验。图4显示了实验流程，包括样品制备流程（电抛+聚焦离子束）、样品充氢流程（用氢的同位素氘来进行电化学充氢实验），以及低温冷冻转移（保存强弱氢陷阱同时捕获的氢原子）和室温真空脱附2小时（只保存强氢陷阱捕获的氢原子）两种环境可控的APT实验方法。

 图5展示了低温转移充氘样品的APT结果：三维原子重构图（图5A）显示了碳（C，蓝色）与氘（D，红色）原子的分布，碳富集区为渗碳体片层；图5B切片显示氘与碳分布密切相关，表明渗碳体片层及其附近区域存在氢捕获陷阱，橙色箭头指示疑似被剪切的渗碳体片层，与STEM数据有良好对应；图5C浓度剖面显示渗碳体片层内氘含量升高，确认了氘被渗碳体相与界面捕获。图5D-F通过2 at.%碳等浓度面标记处渗碳体区域，品红色箭头指示连接相邻渗碳体的碳富集区，这被推断为渗碳体溶解造成的小角晶界。此时的氘捕获可以归因于渗碳体中的碳空位、铁素体中的普通位错与固溶氘原子，以及渗碳体-铁素体界面附近的缠结位错、小角晶界，这是潜在的氢陷阱，但是具体的强与弱角色尚不可知。

 图6展示了经2小时室温真空脱附的充氘样品的原子重构图，与图5的低温转移结果显著不同。图6A为碳和氘的三维原子图，图6B为y-z平面切片，图6C为感兴趣区域（ROI）的浓度剖面，图6D-F为x-y平面切片，显示氘主要集中在渗碳体-铁素体界面附近，而非低温转移样品中的渗碳体内部区域。补充信息中的图S6（2小时解吸）和图S7（1小时解吸）显示相似的氘分布图谱，表明结果可重复性。APT结果表明，室温真空脱附释放了渗碳体相内部的氘，但界面附近的氘保留，显示渗碳体相本身捕获氘能力较弱。结合高应变样品的微观结构（图1的I、J、L），以及图6D-F中氘团簇（橙色箭头）显示的与位错剪切痕迹（绿色箭头）方向一致的结果。所以，强氢捕获可以明确地归因于界面附近的缠结位错。

通过比较低温转移（图5）和解吸（图6）APT结果，确认高应变珠光体钢中渗碳体-铁素体界面附近的缠结位错是强氢陷阱，贡献了TDS高温解吸峰（图2B）。这些位错捕获陷阱可通过低成本的应变工艺大量制造，优于需高成本合金化的碳化物沉淀捕获陷阱。渗碳体为较弱捕获点，其捕获的氢在室温解吸后释放。结合低温转移和解吸实验，研究人员澄清了文献中关于钢中氢捕获陷阱的争议。接下来，研究人员将这种独特的现象（氢原子不运动）与传统的理论模型进行对照。

图7展示了基于Oriani/McNabb-Foster模型的氢（氘）脱附数值模拟情况。(A)为TDS实验曲线的拟合结果，当弱氢陷阱和强氢陷阱的脱陷激活能分别取30.2 kJ/mol和80 kJ/mol时，模拟得到的TDS曲线和实验结果吻合良好。(B)为采用(A)中拟合得到的参数对等温脱附光谱(iTDS)的模拟结果，同样与实验吻合良好。(C)为基于(A)获得的参数对原子探针断层扫描(APT)样品的脱附模拟，与预期和实验结果不同，氘原子在10s后全部逸出。(D)为采用多组不同强氢陷阱脱陷激活能(47-115kJ/mol)得到的模拟脱附曲线，以及基于低温转移APT数据和2小时脱附数据的APT残余氘含量的对比。结果表明，基于现有Oriani/McNabb-Foster模型，要想获得与实验一致的APT脱附模拟结果，强氢陷阱激活能需超过105 kJ/mol，超出目前几乎所有已知文献中的测试值。该结果表明缠结位错对氢原子的捕获能力远超当前Oriani/McNabb-Foster模型的预测结果，能有效降低材料的氢脆敏感性。

本研究工作有以下几个主要贡献：

首先，明确区分了强氢陷阱和弱氢陷阱对氢脆的不同作用，引入有效且稳定的强氢陷阱，能够降低钢材的氢脆敏感性。其次，首次通过结合冷冻转移和真空脱附的三维原子探针(APT)实验，实验证实了强氢陷阱的存在，为氢陷阱的理论研究提供了关键的实证依据。第三，对传统的局部平衡理论提出了挑战。该理论认为氢从氢陷阱中脱附行为与晶格氢中的浓度保持化学势一致，但这一假设在具有复杂纳米结构的工程材料中可能并不适用。此研究证明了缠结位错作为强氢陷阱可以长时间有效地“锁住”氢原子，颠覆了“氢陷阱对防止脆化作用有限”的传统观点。最后，展示了一种新颖的显微镜学层面的研究方法：将冷冻转移与真空脱附技术在APT实验中结合，能够准确地区分出不同类型的氢陷阱，为未来探索金属材料中的氢-晶格缺陷行为提供了关键解决方案。

总的来说，此研究为开发抗氢脆钢材提供了新的思路，强调了缺陷工程作为一种成本低、效益高、可持续的先进材料设计策略的潜力。